JPH05255783A - Manufacture of titanium aluminide casting - Google Patents
Manufacture of titanium aluminide castingInfo
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- JPH05255783A JPH05255783A JP4338235A JP33823592A JPH05255783A JP H05255783 A JPH05255783 A JP H05255783A JP 4338235 A JP4338235 A JP 4338235A JP 33823592 A JP33823592 A JP 33823592A JP H05255783 A JPH05255783 A JP H05255783A
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は一般に、改良された強度
と延性に加えて改良された鋳造性を有するガンマ‐アル
ミニウム化チタン（ＴｉＡｌ）合金に係り、特に、低濃
度のクロムと高濃度のニオブによってドープされたＴｉ
Ａｌの鋳造品に係る。FIELD OF THE INVENTION The present invention relates generally to gamma-titanium aluminide (TiAl) alloys having improved castability in addition to improved strength and ductility, and more particularly to low concentrations of chromium and high concentrations of chromium. Ti doped with niobium
It relates to cast aluminum.
【０００２】[0002]
【発明の背景】鋳造品を作成する際、一般に、鋳造しよ
うとする溶融金属は高い流動特性をもっていることが望
ましい。溶融金属がそのような流動性をもっていると、
金型内での自由流動が容易になり、金型の薄い断面部分
を満たすことができ、しかも金型の複雑な構造部分にも
早期の凝固を起こすことなく入ることが可能である。こ
の点、液体金属の粘度が低くて、金型の鋭く角張ってい
る隅の部分に入ることができ、そのため、得られた鋳造
製品が使用した金型の形状に極めて近い形状をもつこと
は一般に望ましいことである。BACKGROUND OF THE INVENTION In making cast products, it is generally desirable for the molten metal to be cast to have high flow properties. If the molten metal has such fluidity,
The free flow in the mold is facilitated, the thin cross section of the mold can be filled, and the complicated structure of the mold can be entered without causing early solidification. In this respect, the viscosity of the liquid metal is so low that it can enter the sharply angled corners of the mold, and it is therefore common for the resulting cast product to have a shape very close to that of the mold used. It is desirable.
【０００３】また、鋳造品は、良好な強度特性と延性を
組合せてもつのが好ましい。アルミニウム化チタン自身
に関しては、アルミニウムをチタン金属に添加する際ア
ルミニウムの割合を次第に多くしていくと、得られるチ
タン・アルミニウム組成物の結晶形が変化することが知
られている。アルミニウムの割合が小さいとアルミニウ
ムがチタンに固溶した固溶体となり、結晶形はαチタン
の結晶形のままである。アルミニウムの濃度が高くなる
と（たとえば、約２５〜３０原子％）、金属間化合物Ｔ
ｉ3 Ａｌが形成される。このＴｉ3 Ａｌはα‐２といわ
れる規則的な六方晶の結晶形をもっている。さらにアル
ミニウム濃度が高くなると（たとえば、アルミニウムが
５０〜６０原子％の範囲）、γといわれる規則的な正方
晶の結晶形を有する別の金属間化合物ＴｉＡｌが形成さ
れる。このγアルミニウム化チタンが本発明の主題であ
る。It is also preferred that the castings combine good strength properties and ductility. Regarding titanium aluminide itself, it is known that the crystal form of the obtained titanium-aluminum composition changes when the proportion of aluminum is gradually increased when aluminum is added to titanium metal. When the proportion of aluminum is small, aluminum forms a solid solution in titanium, and the crystal form remains that of α-titanium. As the concentration of aluminum increases (eg, about 25-30 atom%), the intermetallic compound T
i 3 Al is formed. This Ti 3 Al has a regular hexagonal crystal form called α-2. When the aluminum concentration further increases (for example, in the range of 50 to 60 atomic% of aluminum), another intermetallic compound TiAl having a regular tetragonal crystal form called γ is formed. This gamma titanium aluminide is the subject of the present invention.
【０００４】γ結晶形と約１という化学量論比を有する
チタン・アルミニウム合金は、高いモジュラス（弾性
率）、低い密度、高い熱伝導率、有利な耐酸化性および
良好な耐クリープ性を有する金属間化合物である。Ｔｉ
Ａｌ化合物および他のチタン合金ならびにニッケル基超
合金のモジュラスと温度の関係を図２に示す。図から明
らかなように、γＴｉＡｌはチタン合金の中で最高のモ
ジュラスをもっている。γＴｉＡｌはそのモジュラスが
高温で他のチタン合金より高いばかりでなく、温度の上
昇によるモジュラスの低下率はγＴｉＡｌの方が他のチ
タン合金より小さい。さらに、γＴｉＡｌは、他のチタ
ン合金が有用でなくなるような温度より高い温度でも有
用なモジュラスを保持している。ＴｉＡｌ金属間化合物
を基材とする合金は、高温で高いモジュラスが必要とさ
れ、かつ環境に対する良好な保護も要求される用途に対
して魅力のある軽量材料である。Titanium-aluminum alloys having a gamma crystal form and a stoichiometric ratio of about 1 have a high modulus (modulus), low density, high thermal conductivity, advantageous oxidation resistance and good creep resistance. It is an intermetallic compound. Ti
The relationship between the modulus and temperature of Al compounds and other titanium alloys and nickel-base superalloys is shown in FIG. As is clear from the figure, γTiAl has the highest modulus among titanium alloys. Not only does γTiAl have a higher modulus than other titanium alloys at high temperatures, but γTiAl has a lower rate of decrease in modulus with increasing temperature than other titanium alloys. In addition, γTiAl retains its useful modulus at temperatures above those at which other titanium alloys are no longer useful. TiAl intermetallic-based alloys are attractive lightweight materials for applications that require high modulus at high temperatures and also good environmental protection.
【０００５】鋳造後の製品を鍛造したりまたは他の方法
で機械的に加工するとそのミクロ組織が変わり、改良さ
れることもあるということが認められている。同様に鋳
造製品に求められており、極めて望ましいものは最低で
０．５％以上の延性である。製品が適度な一体性を示す
にはこの程度の延性が必要である。また、組成物が広く
有用であるための最低の室温強度は約５０ｋｓｉすなわ
ち約３５０ＭＰａである。しかし、この程度の強度を有
する材料ではある種の用途に対しては充分とはいえず、
用途によってはより高い強度が好ましいことが多い。It is recognized that the as-cast product may be forged or otherwise mechanically processed and its microstructure may be altered and improved. There is also a need for cast products, with a minimum of 0.5% ductility being highly desirable. This degree of ductility is required for the product to exhibit adequate integrity. Also, the minimum room temperature strength for the composition to be widely useful is about 50 ksi or about 350 MPa. However, materials with this level of strength are not sufficient for certain applications,
Higher strengths are often preferred for some applications.
【０００６】γＴｉＡｌ化合物の化学量論比は結晶構造
を変えることなくある範囲に渡って変化させることがで
きる。すなわち、アルミニウム含量は約５０原子％から
約６０原子％まで変えることができる。しかし、チタン
成分とアルミニウム成分の化学量論比が比較的少しだけ
（１％またはそれ以上）変化してもγＴｉＡｌ組成物の
性質は非常に大きく変化し易い。また、これらの性質
は、同様に比較的少量の第三元素や第四元素を添加元素
すなわちドーピング剤として添加しても同じように大き
な影響を受ける。The stoichiometric ratio of the γTiAl compound can be varied over a range without changing the crystal structure. That is, the aluminum content can vary from about 50 atom% to about 60 atom%. However, even if the stoichiometric ratio of the titanium component and the aluminum component is changed by a relatively small amount (1% or more), the properties of the γTiAl composition are likely to change greatly. Further, these properties are similarly greatly affected even if a relatively small amount of the third element or the fourth element is added as an additive element, that is, a doping agent.
【０００７】アルミニウム化チタンに対して求められて
いる特性のひとつは、このアルミニウム化物が望ましい
形状・形態に鋳造でき、鋳造状況の状態で望ましい組合
せの性質をもつことができる可能性、または鋳放し材料
の最小限の加工で望ましい組合せの性質を獲得できる可
能性である。One of the properties sought for titanium aluminide is the possibility that the aluminide can be cast into the desired shape and form and have the desired combination of properties under the conditions of the casting, or as-cast. The possibility of obtaining the desired combination of properties with minimal processing of the material.
【０００８】[0008]
【従来の技術】ＴｉＡｌ3 金属間化合物、γＴｉＡｌ金
属間化合物およびＴｉ3 Ａｌ金属間化合物を始めとする
チタン・アルミニウム組成物に関する文献は豊富であ
る。「ＴｉＡｌ型チタン合金(Titanium Alloys of the
TiAl Type)」と題する米国特許第４，２９４，６１５号
では、γＴｉＡｌ金属間化合物を始めとするアルミニウ
ム化チタン型合金が集中的に論じられている。この特許
の第１欄の第５０行以降では、Ｔｉ3 Ａｌと比較してγ
ＴｉＡｌの利点と欠点を論じる際に、次のように指摘さ
れている。「ＴｉＡｌγ合金系はアルミニウムを多く含
有しているのであるから、より軽い可能性があることは
明らかである。１９５０年代の実験研究により、アルミ
ニウム化チタン合金は約１０００℃までの高温で使用で
きる可能性があることが示された。しかし、これらの合
金を用いてその後得られた工学上の経験・知識による
と、これらの合金は充分な高温強度をもってはいたが、
室温および中程度の温度、すなわち２０〜５５０℃で延
性がほとんどまたはまったくなかった。脆性に過ぎる材
料は容易に製造することができないし、めったにないこ
とだが避けることのできない使用中のちょっとした損傷
をうけた際に、亀裂を起こしてその後機能を停止してし
まうことなく耐えることもできない。このような材料は
他のベース合金の代替となる有用な工学材料ではな
い。」 基本的にγ合金系ＴｉＡｌもＴｉ3 Ａｌも規則的なチタ
ン・アルミニウム金属間化合物ではあるが、ＴｉＡｌが
（Ｔｉの固溶体合金とはもちろん）Ｔｉ3 Ａｌと実質的
に異なっているということは公知である。前記の米国特
許第４，２９４，６１５号の第１欄の最下部では次のよ
うに指摘されている。「充分な知識をもっている当業者
には、これら２種の規則相の間には実質的な違いがある
ことが分かっている。Ｔｉ3 Ａｌとチタンの六方晶の結
晶構造は極めてよく似ているので、それらの合金化およ
び変態の様子は似ている。しかし、化合物ＴｉＡｌは原
子が正方晶の配列をとっており、したがって合金化特性
もかなり違っている。このような違いは先行文献では認
識されてないことが多い。」 チタン・アルミニウム化合物およびこれらの化合物の特
性に関する技術文献をいくつか以下に挙げる。 １． バンプス(E.S. Bumps)、ケスラー(H.D. Kessler)
およびハンセン(M. Hansen) 著、「チタン‐アルミニウ
ム系(Titanium-Alminum System) 」、金属雑誌(Journal
of Metals) 、１９５２年６月、第６０９〜６１４頁、
米国機械学会誌(TRANSACTIONS AIME) 、第１９４巻。 ２． オグデン(H.R. Ogden)、メイカス(D.J. Maykut
h)、フィンレイ(W.L. Finlay) およびジャフィー(R.I.
Jaffee) 著、「高純度Ｔｉ‐Ａｌ合金の機械的性質(Mec
hanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys)
」、金属雑誌(Journalof Metals) 、１９５３年２月、
第２６７〜２７２頁、米国機械学会誌(TRANSACTIONS AI
ME) 、第１９７巻。 ３． マカンドリュー(Joseph B. McAndrew)およびケス
ラー(H.D. Kessler)著、「高温合金基材としてのＴｉ‐
３６％Ａｌ(Ti-36 Pct Al as a Base for High Tempera
ture Alloys)」、金属雑誌(Journal of Metals) 、１９
５６年１０月、第１３４５〜１３５３頁、米国機械学会
誌(TRANSACTIONS AIME) 、第２０６巻。 ４． バリニョフ(S.M. Barinov)、ナルトバ(T.T. Nart
ova)、クラシュリン(YuL. Krasulin)およびモグトバ(T.
V. Mogutova) 著、「チタン・アルミニウムの強度と破
壊靭性の温度依存性(Temperature Dependence of the S
trength and Fracture Toughness of Titanium Aluminu
m)」、ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izv. Akad. Na
uk SSSR)、金属(Met.)、第５巻、１９８３年、第１７０
頁。2. Description of the Related Art There is a wealth of literature on titanium-aluminum compositions including TiAl 3 intermetallic compounds, γTiAl intermetallic compounds and Ti 3 Al intermetallic compounds. "TiAl type titanium alloys (Titanium Alloys of the
US Pat. No. 4,294,615 entitled "TiAl Type)" discusses intensively titanium aluminide type alloys, including .gamma.TiAl intermetallic compounds. From column 1, line 50 onward of this patent, γ compared to Ti 3 Al
In discussing the advantages and disadvantages of TiAl, it is pointed out as follows. "It is clear that the TiAlγ alloy system may be lighter because it is high in aluminum. Experimental studies in the 1950s showed that titanium aluminide alloys could be used at high temperatures up to about 1000 ° C. However, based on the engineering experience and knowledge obtained from these alloys, although these alloys had sufficient high temperature strength,
There was little or no ductility at room and moderate temperatures, 20-550 ° C. Materials that are too brittle cannot be easily manufactured and cannot withstand the rare, but unavoidable, slight damage of use without cracking and subsequently failing. .. Such materials are not useful engineering materials to replace other base alloys. Basically, both γ alloy TiAl and Ti 3 Al are regular titanium-aluminum intermetallic compounds, but TiAl (not to mention solid solution alloy of Ti) is substantially different from Ti 3 Al. It is known. At the bottom of the first column of US Pat. No. 4,294,615, it is pointed out as follows. "Those skilled in the art know that there is a substantial difference between these two ordered phases. The hexagonal crystal structures of Ti 3 Al and titanium are very similar. Therefore, their alloying and transformation behaviors are similar, but the compound TiAl has a tetragonal arrangement of atoms and therefore their alloying properties are also quite different. It is often not done. ”Below are some technical literature on titanium-aluminum compounds and the properties of these compounds. 1. Bumps (ES Bumps), Kessler (HD Kessler)
And M. Hansen, "Titanium-Alminum System", Metal Magazine
of Metals), June 1952, pp. 609-614,
Journal of the American Society of Mechanical Engineers (TRANSACTIONS AIME), Volume 194. 2. HR Ogden, Macus (DJ Maykut
h), WL Finlay and Jaffy (RI
Jaffee), “Mechanical properties of high-purity Ti-Al alloys (Mec
hanical Properties of High Purity Ti-Al Alloys)
], Journal of Metals, February 1953,
Pages 267-272, Journal of the American Society of Mechanical Engineers (TRANSACTIONS AI
ME), Volume 197. 3. McKandrew and HD Kessler, “Ti-as a high temperature alloy substrate.
36% Al (Ti-36 Pct Al as a Base for High Tempera
ture Alloys ”, Journal of Metals, 19
October 156, pp. 1435 to 1353, Journal of the American Society of Mechanical Engineers (TRANSACTIONS AIME), vol. 206. 4. SM Barinov, TT Nart
ova), Krasulin (Yu L. Krasulin) and Mogtova (T.
V. Mogutova), `` Temperature Dependence of the S
trength and Fracture Toughness of Titanium Aluminu
m) ", Bulletin of the Soviet Union Academy of Sciences (Izv. Akad. Na
uk SSSR), Metal (Met.), Volume 5, 1983, 170
page.
【０００９】この文献４の表Ｉには、チタン‐３６アル
ミニウム‐０．０１ホウ素の組成物が報告されており、
この組成物は改良された延性をもっているとされてい
る。この組成物は原子％ではＴｉ50Ａｌ49.97 Ｂ0.03に
相当する。 ５． サストリー(S.M.L. Sastry) およびリスピット
(H.A. Lispitt)著、「ＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌの塑性変形
(Plastic Deformation of TiAl and Ti 3 Al) 」、チタ
ン(Titanium)８０、米国金属学会(American Society of
Metals)刊、ウォーレンデール(Warrendale)、ペンシル
ベニア州、第２巻（１９８０年）第１２３１頁。 ６． マーチン(Patrick L. Martin) 、メンディラッタ
(Madan G. Mendiratta)およびリスピット(Harry A. Lis
pitt)著、「ＴｉＡｌ合金およびＴｉＡｌ＋Ｗ合金のク
リープ変形(Creep Deformation of TiAl and TiAl + W
Alloys) 」、金属学会誌Ａ(Metallurgical Transaction
s A)、第１４Ａ巻（１９８３年１０月）第２１７１〜２
１７４頁。 ７． ツジモト(Tokuzo Tsujimoto)著、「ＴｉＡｌ金属
間化合物合金の研究、開発および展望(Research, Devel
opment, and Prospects of TiAl IntermetallicCompoun
d Alloys)」、チタンとジルコニウム(Titanium and Zir
conium)、第３３巻、第３，１５９号（１９８５年７
月）第１〜１３頁。 ８． リスピット(H.A. Lispitt)著、「アルミニウム化
チタン−概観(TitaniumAluminides - An Overview)
」、材料研究学会シンポジウム記録(Mat. Res. Soc. S
ymposium Proc.)、材料研究学会(Materials Research S
ociety)、第３９巻（１９８５年）第３５１〜３６４
頁。 ９． ワング(S.H. Whang)他著、「Ｌｌo ＴｉＡｌ化合
物合金における急速凝固の効果(Effect of Rapid Solid
ification in Ll o TiAl Compound Alloys) 」、急速凝
固による構造用金属の性質向上に関する米国金属学会シ
ンポジウム記録(ASM Symposium Proceedings on Enhanc
ed Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidific
ation)、マテリアルズ・ウィーク(Materials Week)、
（１９８６年１０月）第１〜７頁。 １０．ソビエト連邦科学アカデミー会報(Izvestiya Aka
demii Nauk SSSR)、金属(Metally.)、第３号（１９８４
年）第１６４〜１６８頁。 １１．マーチン(P.L. Martin) 、リスピット(H.A. Lisp
itt)、ヌーファ(N.T. Nuhfer) およびウィリアムズ(J.
C. Williams) 著、「Ｔｉ3 ＡｌとＴｉＡｌのミクロ組
織と性質に対する合金化の効果(The Effects of Alloyi
ng on the Microstructure and Properties of Ti 3 Al
and TiAl)」、チタン(Titanium)８０、米国金属学会(A
merican Society of Metals)刊、ウォーレンデール(War
rendale)、ペンシルベニア州、第２巻（１９８０年）第
１２４５〜１２５４頁。 １２．ラーセン(D.E. Larsen) 、アダムズ(M.L. Adam
s)、カンペ(S.L. Kampe)、クリストドゥルー(L. Christ
odoulou)およびブライアント(J.D. Bryant) 著、「不連
続に強化されたＸＤTMアルミニウム化チタン複合材にお
ける破壊靭性に対するマトリックス相形態学の影響(Inf
luence of Matrix Phase Morphology on Fracture Toug
hness in a Discontinuously Reinforced XDTM Titaniu
m AluminideComposite)」、スクリプタ・メタリュール
ジカ・エ・マテリアリア(Scripta Metallurgica et Mat
erialia)、第２４巻（１９９０年）第８５１〜８５６
頁。 １３．ブライアント(J.D. Bryant) 、クリストドン(L.
Christodon) およびメイサノ(J.R. Maisano)著、「近γ
アルミニウム化チタンのコロニーサイズに対するＴｉＢ
2 添加の効果(Effect of TiB2 Additions on the Colo
ny Size of NearGamma Titanium Aluminides)」、スク
リプタ・メタリュールジカ・エ・マテリアリア(Scripta
Metallurgica et Materialia)、第２４巻（１９９０
年）第３３〜３８頁。In Table I of this document 4, a composition of titanium-36 aluminum-0.01 boron is reported,
The composition is said to have improved ductility. This composition, in atomic%, corresponds to Ti 50 Al 49.97 B 0.03 . 5. Sustain (SML Sastry) and Lispit
(HA Lispitt), “Plastic deformation of TiAl and Ti 3 Al
(Plastic Deformation of TiAl and Ti 3 Al), Chita
Titanium 80 , American Society of Metals
Metals, Warrendale, Pennsylvania, Volume 2 (1980), page 1231. 6. Martin (Patrick L. Martin), Mendiratta
(Madan G. Mendiratta) and Lispit (Harry A. Lis
pitt), "Creep Deformation of TiAl and TiAl + W
Alloys) ”, Journal of Japan Institute of Metals A (Metallurgical Transaction)
s A), Volume 14A (October 1983) 2171-2
174 pages. 7. Tokuzo Tsujimoto, "Research, Development and Prospects of TiAl Intermetallic Alloys (Research, Devel
opment, and Prospects of TiAl Intermetallic Compoun
d Alloys), Titanium and Zir
conium), Vol. 33, No. 3, 159 (July 1985)
Mon) pages 1-13. 8. HA Lispitt, `` Titanium Aluminides-An Overview ''
, Material Society of Japan Symposium Record (Mat. Res. Soc. S
ymposium Proc.), Materials Research S
ociety), Vol. 39 (1985) No. 351-364
page. 9. Wang (SH Whang) et al., The effect of rapid solidification in the "Ll o TiAl compound alloy (Effect of Rapid Solid
ification in Ll o TiAl Compound Alloys) ", rapid solidification US metal Society Symposium about the nature improvement of structural metal by (ASM Symposium Proceedings on Enhanc
ed Properties in Struc. Metals Via Rapid Solidific
ation), Materials Week,
(October 1986) pp. 1-7. 10. Bulletin of the Soviet Union Academy of Sciences (Izvestiya Aka
demii Nauk SSSR), Metal (Metally.), Issue 3 (1984)
Year) pp. 164-168. 11. Martin (PL Martin), Lispit (HA Lisp
itt), NT Nuhfer and Williams (J.
C. Williams), The Effects of Alloyi on the Microstructure and Properties of Ti 3 Al and TiAl.
ng on the Microstructure and Properties of Ti 3 Al
and TiAl) ”, Titanium 80 , American Institute of Metals (A
Published by the American Society of Metals, Warrendale
Rendale), Pennsylvania, Volume 2 (1980) 1245-1254. 12. DE Larsen, ML Adam
s), SL Kampe, L. Christ
Odoulou) and JD Bryant, “The effect of matrix phase morphology on fracture toughness in discontinuously reinforced XD ™ titanium aluminide composites (Inf
luence of Matrix Phase Morphology on Fracture Toug
hness in a Discontinuously Reinforced XD TM Titaniu
m Aluminide Composite), Scripta Metallurgica et Mat
erialia), Volume 24 (1990) Nos. 851-856
page. 13. Bryant (JD Bryant), Cristodon (L.
Christodon) and Maisano (JR Maisano)
TiB against colony size of titanium aluminide
Effect of the two additives (Effect of TiB 2 Additions on the Colo
ny Size of NearGamma Titanium Aluminides), Scripta Metallurgica e Materiaria (Scripta
Metallurgica et Materialia), Volume 24 (1990)
Year) pages 33-38.
【００１０】その他の特許もたくさんがＴｉＡｌ組成物
に関連している。たとえば、ジャフィー(Jaffee)の米国
特許第３，２０３，７９４号はさまざまなＴｉＡｌ組成
物を開示している。同様に、ジャフィー(Jaffee)のカナ
ダ特許第６２１８８４号もＴｉＡｌのいろいろな組成物
を開示している。ハシモト(Hashimoto) の米国特許第
４，６６１，３１６号は各種添加元素を含有するアルミ
ニウム化チタン組成物を教示している。本出願の譲受人
に譲渡されている米国特許第４，８４２，８２０号はホ
ウ素を配合して三元ＴｉＡｌ組成物を形成すると共に延
性と強度を改良することを教示している。サストリー(S
astry)の米国特許第４，６３９，２８１号は、ＴｉＡｌ
を始めとするチタン基合金に、ホウ素、炭素、窒素およ
びこれらの混合物またはこれらとケイ素との混合物から
なる繊維状分散質を含ませることを教示している。ニシ
ヤマ(Nishiyama) の欧州特許出願第０２７５３９１号は
０．３重量％までのホウ素を含有しており、ニッケルと
ケイ素が存在するときは０．３重量％のホウ素を含有す
るＴｉＡｌ組成物を教示している。Many other patents also relate to TiAl compositions. For example, Jaffee US Pat. No. 3,203,794 discloses various TiAl compositions. Similarly, Jaffee Canadian Patent 621884 discloses various compositions of TiAl. Hashimoto U.S. Pat. No. 4,661,316 teaches titanium aluminide compositions containing various additive elements. U.S. Pat. No. 4,842,820, assigned to the assignee of the present application, teaches the incorporation of boron to form ternary TiAl compositions and to improve ductility and strength. Sustain (S
U.S. Pat. No. 4,639,281 to TiAl.
To include a fibrous dispersoid of boron, carbon, nitrogen and mixtures thereof or mixtures thereof with silicon. European Patent Application No. 0275391 to Nishiyama teaches a TiAl composition containing up to 0.3% by weight boron and 0.3% by weight boron when nickel and silicon are present. ing.
【００１１】ナグル(Nagle) の米国特許第４，７７４，
０５２号は、アルミニウム化チタンを始めとするマトリ
ックス材料に第二相物質を分与するためにホウ素化物を
始めとするセラミックスを発熱反応によってマトリック
ス中に配合する方法に係る。本出願人の所有するたくさ
んの特許がアルミニウム化チタンおよびそのようなアル
ミニウム化物の性質を改良するための方法と組成物に関
わっている。これらの特許の中には、米国特許第４，８
３６，９８３号、第４，８４２，８１９号、第４，８４
２，８２０号、第４，８５７，２６８号、第４，８７
９，０９２号、第４，８９７，１２７号、第４，９０
２，４７４号、第４，９２３，５３４号、第４，８４
２，８１７号、第４，９１６，０２８号、第４，９２
３，５３４号、第５，０３２，３５７号、および第５，
０４５，４０６号がある。本出願人所有のこれら特許を
援用する。Nagle US Pat. No. 4,774,774
No. 052 relates to a method of incorporating ceramics such as boride into the matrix by exothermic reaction to dispense a second phase material to the matrix material such as titanium aluminide. A number of patents owned by the applicant relate to titanium aluminides and methods and compositions for improving the properties of such aluminides. Among these patents are US Pat.
36,983, 4,842,819, 4,84
No. 2,820, No. 4,857,268, No. 4,87
9,092, 4,897,127, 4,90
No. 2,474, No. 4,923,534, No. 4,84
No. 2,817, No. 4,916,028, No. 4,92
No. 3,534, No. 5,032,357, and No. 5,
There is a number 045,406. These patents owned by the applicant are incorporated by reference.
【００１２】本出願人所有の米国特許第５，０２８，４
９１号では、クロムとタンタルの添加によってアルミニ
ウム化チタンを改良することが教示されている。米国特
許第４，８４２，８１９号にはクロムを含有するＴｉＡ
ｌが教示されている。米国特許第４，８７９，０９２号
にはＣｒとＮｂを含有するＴｉＡｌが教示されている。US Pat. No. 5,028,4 owned by the applicant
No. 91 teaches improving titanium aluminide by the addition of chromium and tantalum. U.S. Pat. No. 4,842,819 describes a chromium-containing TiA
1 is taught. U.S. Pat. No. 4,879,092 teaches TiAl containing Cr and Nb.
【００１３】[0013]
【発明の概要】本発明の広い局面のひとつにおいて、本
発明の目的は、４６〜４８原子％のアルミニウム、１〜
３原子％という低濃度のクロム、および６〜１４原子％
という高濃度のニオブを含有するγＴｉＡｌの溶融物を
調製し、この溶融物を鋳造することによって達成するこ
とができる。SUMMARY OF THE INVENTION In one of its broader aspects, the object of the present invention is to provide 46-48 atomic% aluminum, 1-
Chromium as low as 3 atomic% and 6-14 atomic%
This can be achieved by preparing a melt of γTiAl containing a high concentration of niobium and casting this melt.
【００１４】[0014]
【詳細な説明】以下に述べる発明の詳細な説明は、添付
の図面を参照すると、より明瞭に理解できる。上で詳細
に議論したように、金属間化合物のγＴｉＡｌは、その
脆性を除けば、軽量、高温での高強度および比較的低い
コストのために、産業上多くの用途をもつであろうとい
うことは周知である。この組成物は、もし長年の間この
材料を産業上利用するのを妨げていた基本的な性質の欠
陥がなかったならば、今日多くの産業に利用されていた
であろう。DETAILED DESCRIPTION The following detailed description of the invention can be more clearly understood with reference to the accompanying drawings. As discussed in detail above, the intermetallic compound γTiAl will have many industrial applications due to its light weight, high strength at high temperatures and relatively low cost, except for its brittleness. Is well known. This composition would have been used in many industries today if it had not been deficient in its basic properties that had prevented it from being used industrially for many years.
【００１５】さらに、鋳造したγＴｉＡｌが多くの欠点
（そのうちのいくつかは同様に上で議論した）をもって
いることが認められている。これらの欠点としては、生
成した鋳造品の脆性、生成した鋳造品のかなり低い強
度、ならびに鋳造製品の細部や鋭い角および隅の鋳造が
できるように十分な溶融状態での低い流動性がある。本
発明者は、このたび、鋳造法を修正することによって、
γＴｉＡｌの鋳造性が大きく改善され得ると共に鋳造製
品が大幅に改良され得ることを見出だした。In addition, it has been found that cast γTiAl has a number of drawbacks, some of which were also discussed above. These drawbacks include the brittleness of the cast product produced, the much lower strength of the cast product produced, and the low fluidity in the molten state sufficient to allow casting of details and sharp corners and corners of the cast product. The present inventor, by modifying the casting method,
It has been found that the castability of γTiAl can be greatly improved and the cast product can be greatly improved.
【００１６】γＴｉＡｌの性質の改良がより充分に理解
できるように、いくつかの実施例を提示・議論して関連
の背景技術を示す。その後で本発明の新規な加工法に関
する実施例を挙げる。実施例１〜３ ＴｉＡｌの化学量論比に近いさまざまな二元化学量論比
でチタンとアルミニウムを含有する３つの溶融物をそれ
ぞれ調製した。これら３種の組成物のミクロ組織を観察
するためにそれぞれ別々に鋳造した。サンプルからバー
を切り出し、そのバーをそれぞれ１０５０℃で３時間４
５ｋｓｉの圧力の下でＨＩＰ（熱間静水圧プレス）し
た。次に、それぞれのバーを１２００〜１３７５℃の範
囲のいろいろな温度で熱処理した。この熱処理したサン
プルから通常の試験棒を製造し、降伏強さ、破壊強度お
よび塑性伸びを測定した。凝固組織に関する観察結果、
熱処理温度および試験で得られた値を表Ｉに示す。In order that the improvement in the properties of γTiAl may be more fully understood, some examples are presented and discussed to provide the relevant background art. Then, examples of the novel processing method of the present invention will be given. Examples 1-3 Each of three melts containing titanium and aluminum at various binary stoichiometry close to that of TiAl were prepared respectively. Each was cast separately to observe the microstructure of these three compositions. Cut out bars from the sample and each bar at 1050 ° C for 3 hours 4
HIP (hot isostatic pressing) under a pressure of 5 ksi. Each bar was then heat treated at various temperatures in the range 1200-1375 ° C. A normal test rod was manufactured from this heat-treated sample, and the yield strength, fracture strength and plastic elongation were measured. Observation result about coagulated tissue,
Table I shows the heat treatment temperatures and the values obtained from the tests.
【００１７】[0017]
【表１】 表 Ｉ 降伏 破壊 塑 性 実施例 合 金 組 成 熱処理温度 強さ 強度 伸 び 番 号 （原子％） 凝固組織 ℃ ksi ksi ％ １ Ｔｉ−４６Ａｌ 大きい等軸 １２００ ４９ ５８ ０．９ １２２５ ＊ ５５ ０．１ １２５０ ＊ ５６ ０．１ １２７５ ５８ ７３ １．８ ２ Ｔｉ−４８Ａｌ 柱状 ＨＩＰのまま ５７ ６９ ０．９ １２５０ ５４ ７２ ２．０ １２７５ ５１ ６６ １．５ １３００ ５６ ６８ １．３ １３２５ ５３ ７２ ２．１ ３ Ｔｉ−５０Ａｌ 柱状−等軸 ＨＩＰのまま ４０ ５３ １．３ １２５０ ３３ ４２ １．１ １３２５ ３４ ４５ １．３ １３５０ ３３ ３９ ０．７ １３７５ ３４ ４２ ０．９ ＊−試験片は弾性破断した。 表Ｉから明らかなように、３種の組成物は３つの異なる
濃度、すなわち４６原子％、４８原子％、５０原子％の
アルミニウムを含有している。これら３種の溶融物の凝
固組織も表Ｉに示してあり、表から明らかなように溶融
物の凝固に際して３つの異なる組織が生成した。このよ
うな鋳造品における結晶形の違いは、γＴｉＡｌ組成物
の化学量論のちょっとした違いにより結晶形と性質が急
激に変化することを部分的に立証している。これら３つ
の鋳造品でＴｉ‐４６Ａｌが最も良好な結晶形をもって
いることが判明した。[Table 1] Table I Yield Fracture Plasticity Example Alloy composition Heat treatment temperature Strength Strength Elongation number (atomic%) Solidification structure ° C ksi ksi % 1 Ti-46Al Large equiaxed axis 1200 49 58 0.9 1225 * 55 0.1 1250 * 56 0.1 1275 58 73 1.8 2 Ti-48Al columnar HIP as it is 57 69 0.9 1250 54 72 72 2.0 1275 51 66 66 1.5 1300 56 68 1.3 1325 53 72 2.1 3 Ti-50Al columnar-isometric HIP 40 50 1.3 1.3 1250 33 42 42 1.1 1325 34 45 1.3 1.3 1350 33 39 0.7 0.71375 34 42 0.9 * -elastic fracture of test piece did. As can be seen from Table I, the three compositions contain three different concentrations of aluminum: 46 atom%, 48 atom%, 50 atom%. The solidification structures of these three melts are also shown in Table I, and as is apparent from the table, three different structures were formed upon solidification of the melts. This difference in crystal form in the cast product partially proves that the crystal form and properties change drastically due to a slight difference in the stoichiometry of the γTiAl composition. It was found that Ti-46Al had the best crystal form in these three castings.
【００１８】溶融物の調製と凝固に関して、それぞれの
インゴットはアルゴン雰囲気中で電気アーク融解させ
た。溶融物と容器の望ましくない反応を避けるために、
溶融物の容器として水冷炉床を使用した。チタンは酸素
に対する親和性が強いので熱い金属が酸素にさらされる
のを防ぐように注意した。それぞれの鋳造構造物からバ
ーを切り出した。これらのバーを１０５０℃で３時間４
５ｋｓｉの圧力でＨＩＰし、それぞれ表Ｉに示した温度
で熱処理した。For melt preparation and solidification, each ingot was electroarc melted in an argon atmosphere. To avoid undesired reactions between the melt and the container,
A water cooled hearth was used as the melt vessel. Titanium has a strong affinity for oxygen, so care was taken to prevent hot metals from being exposed to oxygen. Bars were cut from each cast structure. Place these bars at 1050 ° C for 3 hours 4
HIP was performed at a pressure of 5 ksi and heat treatment was performed at the temperatures shown in Table I.
【００１９】熱処理は、表Ｉに示した温度で２時間実施
した。表Ｉに挙げた試験データから明らかなように、４
６原子％のアルミニウムを含む合金と４８原子％のアル
ミニウムを含む合金は、５０原子％のアルミニウムを配
合して製造した合金組成物と比較して、概して優れた強
度と概して優れた塑性伸びを示した。全体として最も良
好な延性をもつ合金は４８原子％のアルミニウムを含む
ものであった。実施例４〜６ 本発明者は、少量のクロムを添加することによってγＴ
ｉＡｌ化合物を実質的に延性にすることができることを
発見した。この発見は米国特許第４，８４２，８１９号
の主題である。The heat treatment was carried out at the temperatures shown in Table I for 2 hours. As is clear from the test data listed in Table I, 4
Alloys containing 6 atom% aluminum and 48 atom% aluminum exhibited generally superior strength and generally superior plastic elongation as compared to alloy compositions prepared by incorporating 50 atom% aluminum. It was Overall the alloy with the best ductility contained 48 atom% aluminum. Examples 4-6 The present inventor added γT by adding a small amount of chromium.
It has been discovered that iAl compounds can be substantially ductile. This discovery is the subject of U.S. Pat. No. 4,842,819.
【００２０】各種濃度のアルミニウムと共に低濃度のク
ロムを含有する一連の合金組成物を溶融物として製造し
た。これらの実験で鋳造した合金組成物を下記表ＩＩに
示す。製造法は上記実施例１〜３に関連して記載したの
とほぼ同じである。A series of alloy compositions containing low concentrations of chromium with various concentrations of aluminum were produced as melts. The alloy compositions cast in these experiments are shown in Table II below. The manufacturing method is approximately the same as described in connection with Examples 1-3 above.
【００２１】[0021]
【表２】 表 ＩＩ 熱処理 降伏 破壊 塑 性 実施例 合 金 組 成 温度 強さ 強度 伸 び 番 号 （原子％） 凝固組織 ℃ ksi ksi ％ ４ Ｔｉ−46Ａｌ-2Ｃｒ 大きい等軸 １２２５ ５６ ６４ ０．５ １２５０ ４４ ５３ １．０ １２７５ ５０ ５９ ０．７ ５ Ｔｉ−48Ａｌ-2Ｃｒ 柱状 １２５０ ４５ ６０ ２．２ １２７５ ４７ ６３ ２．１ １３００ ４７ ６２ ２．０ １３２５ ５３ ６８ １．９ ６ Ｔｉ−50Ａｌ-2Ｃｒ 柱状−等軸 １２７５ ５０ ６０ １．１ １３２５ ５０ ６３ １．４ １３５０ ５１ ６４ １．３ １３７５ ５０ ５８ ０．７ 凝固した構造物の結晶形を観察した。表ＩＩから明らか
なように、クロムを添加しても表Ｉに挙げた鋳造材料の
組織の凝固モードは改善されなかった。特に、４６原子
％のアルミニウムと２原子％のクロムを含有する組成物
は大きな等軸の結晶粒子構造をもっていた。実施例１の
組成物と比較して見ると、実施例１の組成物も４６原子
％のアルミニウムを含んでおり、同様に大きな等軸結晶
構造をもっていた。同様に、実施例５と６で、表Ｉの実
施例２と３に挙げた二元組成物に２原子％のクロムを添
加しても、クロム含有組成物の凝固組織は二元合金より
良くはならなかった。[Table 2] Table II Heat treatment Yield Fracture Plasticity Example Alloy composition Temperature Strength Strength Strength No. (atomic%) Solidification structure ° C ksi ksi % 4 Ti-46Al-2Cr Large equiaxed 1225 56 64 0.5 1250 44 53 1.0 1.0 1275 50 59 0.7 0.7 5 Ti-48Al-2Cr columnar 1250 45 60 2.2 1275 47 63 2.1 2.1 1300 47 62 2.0 2.0 1325 53 68 1.9 6 Ti-50Al-2Cr columnar -Equiaxial 1275 50 60 1.1 1325 50 63 1.4 1.4 1350 51 64 1.3 1375 50 58 0.7 The crystal form of the solidified structure was observed. As is apparent from Table II, the addition of chromium did not improve the solidification mode of the structures of the casting materials listed in Table I. In particular, the composition containing 46 atomic% aluminum and 2 atomic% chromium had a large equiaxed crystal grain structure. When compared with the composition of Example 1, the composition of Example 1 also contained 46 atomic% of aluminum and had a similarly large equiaxed crystal structure. Similarly, in Examples 5 and 6, when 2 atom% of chromium was added to the binary compositions listed in Examples 2 and 3 of Table I, the solidification structure of the chromium-containing compositions was better than that of the binary alloys. It didn't happen.
【００２２】それぞれの鋳造構造物から切り出したバー
をＨＩＰ処理し、それぞれ表ＩＩに示した温度で熱処理
した。こうして別々に熱処理したサンプルから試験棒を
作成し、降伏強さ、破壊強度および塑性伸びを測定し
た。一般に、４６原子％のアルミニウムを含有する材料
はアルミニウムを４８原子％または５０原子％含有する
材料より多少低い延性をもっていることが判明したが、
その他の点ではこれら３つの材料は引張り強さがほぼ同
等であった。実施例７〜１７ 各種濃度のアルミニウムと共にさまざまな濃度のニオブ
を添加した一連の合金組成物を溶融物として製造した。
このような組成物を全部で１１種製造した。これらが下
記表の実施例７〜１７を構成する。製造法は実施例１〜
６に関連して前記したのとほぼ同じである。組成ならび
に凝固した組成物の凝固組織と共に強度特性および延性
特性を下記表ＩＩＩに示す。Bars cut from each of the cast structures were HIP treated and heat treated at the temperatures shown in Table II. A test rod was prepared from the thus separately heat-treated samples, and the yield strength, fracture strength and plastic elongation were measured. In general, materials containing 46 atomic% aluminum were found to have somewhat lower ductility than materials containing 48 atomic% or 50 atomic% aluminum,
Otherwise, these three materials had approximately the same tensile strength. Examples 7-17 A series of alloy compositions were prepared as melts with various concentrations of aluminum and various concentrations of niobium added.
A total of 11 such compositions were produced. These constitute Examples 7 to 17 in the table below. The manufacturing method is Example 1
Approximately the same as described above in connection with item 6. The composition and solidification structure of the solidified composition as well as the strength and ductility properties are shown in Table III below.
【００２３】[0023]
【表３】 表ＩＩＩ 実 熱処理 降伏 破壊 施 凝固 温度 強さ 強度 塑性伸び 例 原 子 組 成 組織 ℃ ｋｓｉ ｋｓｉ ％ ７ Ｔｉ−48Ａｌ− 6Ｎｂ 柱状 １２７５ ５８ ６９ １．２ １３００ ５４ ６８ １．６ １３２５ ５３ ７０ １．９ ８ Ｔｉ−50Ａｌ− 6Ｎｂ 柱状 １３２５ ３４ ４４ １．４ １３５０ ４０ ４８ ０．９ １３７５ ４３ ５２ １．１ ９ Ｔｉ−44Ａｌ−10Ｎｂ 微細な １２５０ １０９ １０９ ０．２ 等軸 １３００ − １００ ０．１ １３５０ − １０２ ０ 10 Ｔｉ−46Ａｌ−10Ｎｂ 等軸 １２５０ ９８ ９９ ０．３ １３００ ９０ ９０ ０．２ １３５０ − ７６ ０．１ 11 Ｔｉ−48Ａｌ−10Ｎｂ 柱状 １２７５ ６２ ６９ ０．７ １３００ ６０ ７１ １．２ １３２５ ５９ ７１ １．２ 12 Ｔｉ−43Ａｌ−12Ｎｂ 微細な １２５０ − １０２ ０．１ 等軸 １３００ − １１１ ０．１ １３５０ − １１１ ０．１ 13 Ｔｉ−44Ａｌ−12Ｎｂ 微細な １２５０ − ９６ ０ 等軸 １３００ − １０５ ０．１ １３５０ − １１７ ０ 14 Ｔｉ−46Ａｌ−12Ｎｂ 等軸 １２５０ − ９６ ０．１ １３００ − ９５ ０．１ １３５０ − １００ ０．１ 15 Ｔｉ−50Ａｌ−12Ｎｂ 柱状 １３２５ ４５ ５０ ０．６ １３５０ ４５ ５３ １．０ １３７５ ４７ ５７ １．２ 16 Ｔｉ−44Ａｌ−16Ｎｂ 微細な １２７５ − ９８ ０ 等軸 １３００ − ９２ ０ １３５０ １０４ １０４ ９２ 17 Ｔｉ−48Ａｌ−16Ｎｂ 等軸 １２７５ − ６１ ０ １３００ − ５９ ０ １３２５ ６４ ６８ ０．３ 実施例７〜１７の合金は各々鋳造とＨＩＰ処理によって
製造したものであり、この意味で、やはり鋳造とＨＩＰ
処理によって製造した前記実施例１〜６の合金と似てい
る。TABLE 3 TABLE III actual heat treatment yield destruction facilities solidification temperature strength strength plastic elongation example atomic group forming tissue ℃ ksi ksi% 7 Ti-48Al- 6Nb columnar 1275 58 69 1.2 1300 54 68 1.6 1325 53 70 1.9 8 Ti-50Al-6Nb columnar 1325 34 44 1.4 1350 40 48 0.9 1375 43 52 52 1.1 9 Ti-44Al-10Nb fine 1250 109 109 0.2 equiaxed 1300-100 0.1 1350-10210 0 Ti-46Al-10Nb equiaxed 1250 98 99 99 0.3 1300 90 90 90 0.2 1350-76 0.1 11 Ti-48Al-10Nb columnar 1275 62 69 0.7 1300 60 71 71 1.2 1.2 1325 59 71 1.2 12 Ti-43Al-12Nb Fine 1250-102 0.1 Equiaxed 13 00-111 0.1 1350-111 0.1 13 Ti-44Al-12Nb Fine 1250-9660 equiaxed 1300-105 0.1 1350-117 0 14 Ti-46Al-12Nb equiaxed 1250-96 0.1 1300-95 0.1 1350-100 0.115 Ti-50Al-12Nb Columnar 1325 45 50 50 0.6 1350 45 53 53 1.0 1375 47 57 1.2 1.2 16 Ti-44Al-16Nb Fine 1275-9890 etc. Axis 1300-920 0 1350 104 104 104 92 17 Ti-48Al-16Nb Equiaxial 1275-610 1300-59 0 1325 64 68 0.3 The alloys of Examples 7 to 17 were produced by casting and HIP treatment, respectively. In this sense, casting and HIP
Similar to the alloys of Examples 1-6 produced by the process.
【００２４】別の問題であるが、ＴｉＡｌ合金に比較的
高濃度のニオブを添加した一組の例が１９９１年５月２
日付けで出願された同時係属中の米国特許出願第０７／
６９５，０４３号に記載されている。この同時係属中の
出願の合金は、本出願の鋳造・ＨＩＰ加工とは違って鍛
造加工によって製造したものである。そこで、本出願に
戻って、本出願の上記表ＩＩＩの実施例１０と１４は、
４６原子％のアルミニウムを含有しているという点で、
すでに挙げた本出願の実施例１と４に相当する。これら
の実施例ではいずれも凝固組織が等軸であったので、ニ
オブの添加は凝固組織に影響しないということが分か
る。さらに、これらの実施例１０と１４では、実施例１
と４で得られた結果と比べて強度が大きく増大している
が、同時に延性はひどく低下してほとんど受け入れられ
ない程度になる。As another problem, a set of examples in which a relatively high concentration of niobium is added to a TiAl alloy is May 2, 1991.
Co-pending US Patent Application No. 07 /
695, 043. The alloy of this co-pending application was manufactured by forging, unlike the casting and HIP processing of this application. Thus, returning to this application, Examples 10 and 14 of Table III above of this application
In terms of containing 46 atomic% aluminum,
It corresponds to Examples 1 and 4 of the present application already mentioned. In all of these examples, since the solidification structure was equiaxed, it can be seen that the addition of niobium did not affect the solidification structure. Furthermore, in these Examples 10 and 14, Example 1
Although the strength is greatly increased as compared with the results obtained in Nos. 4 and 5, at the same time, the ductility is severely reduced to almost unacceptable level.
【００２５】上記表ＩＩＩの実施例７、１１および１７
は、それぞれの実施例でアルミニウム濃度が４８原子％
である点で、前記実施例２と５に相当している。表に示
した結果から、実施例７と１１の凝固組織は柱状であ
り、したがって前記実施例２と５で見られた組織と同じ
であるので、ニオブを添加しても凝固組織にはあまり影
響がないことが分かる。しかし、実施例１７で１６原子
％のニオブを添加すると、凝固組織が柱状から等軸に変
化する。Examples 7, 11 and 17 of Table III above
Is an aluminum concentration of 48 atomic% in each example.
The above points correspond to Examples 2 and 5 above. From the results shown in the table, the solidification structures of Examples 7 and 11 are columnar, and therefore are the same as the structures found in Examples 2 and 5, so that the addition of niobium has little effect on the solidification structure. You can see that there is no. However, when 16 atomic% niobium is added in Example 17, the solidified structure changes from columnar to equiaxial.
【００２６】これらの実施例７、１１および１７では、
ニオブを添加しても強度の増大は充分とはいえず、しか
もこの強度の増大はそれに伴って合金の密度が増大する
ために是認できるものではない。また、これらのニオブ
の添加によって延性も低下した。しかし、（実施例７と
１１の場合）６原子％と１０原子％のニオブの添加では
１より高い延性のレベルを維持することができる。対照
的に、実施例１７で１６原子％のニオブを添加すると延
性は大きく損なわれ、許容できない程度に低くなる。In these Examples 7, 11 and 17,
Even if niobium is added, the increase in strength cannot be said to be sufficient, and this increase in strength cannot be admitted because the density of the alloy increases accordingly. In addition, the ductility also decreased due to the addition of these niobiums. However, (for Examples 7 and 11) additions of 6 atom% and 10 atom% niobium can maintain ductility levels above 1. In contrast, the addition of 16 atom% niobium in Example 17 severely compromised ductility and made it unacceptably low.
【００２７】次に、実施例８と１５は、それぞれのアル
ミニウム濃度が５０原子％であるという点で、前記実施
例３と６に相当する。実施例８と１５に関して表ＩＩＩ
に示した結果から分かるように、実施例８と１５に示し
た程度のニオブを添加しても強度も延性も意味のあるほ
どには増大しない。まとめると、ニオブは、強度を増大
させ、約１６原子％という非常に高濃度の時を除いて延
性を少しだけ低下させた。これらの特性は、４６原子％
以下の濃度でアルミニウム濃度に対する感受性が極めて
高い。Next, Examples 8 and 15 correspond to Examples 3 and 6 in that each aluminum concentration is 50 atomic%. Table III for Examples 8 and 15
As can be seen from the results shown in Table 1, the addition of niobium to the extent shown in Examples 8 and 15 does not significantly increase the strength or ductility. In summary, niobium increased strength and reduced ductility slightly except at very high concentrations of about 16 atom%. These characteristics are 46 atomic%
The following concentrations are extremely sensitive to aluminum concentrations.
【００２８】たとえば、上記データから、添加元素とし
てニオブのみを含有し４６原子％以下のアルミニウムを
含む組成物は非常に高強度であるが脆性となる傾向があ
ることが注目される。また、アルミニウム濃度が５０原
子％以上では合金が弱くなることが分かる。したがっ
て、添加元素としてニオブが存在するだけである場合、
約４８原子％のアルミニウムを有する合金が最適の組成
物であることが認められる。For example, it is noted from the above data that a composition containing only niobium as an additional element and containing 46 atomic% or less of aluminum has a very high strength but tends to be brittle. Further, it can be seen that the alloy becomes weak when the aluminum concentration is 50 atomic% or more. Therefore, if only niobium is present as an additional element,
It is recognized that an alloy having about 48 atomic% aluminum is the optimal composition.
【００２９】さらに、アルミニウム濃度に対する特性の
感受性は、ニオブを添加した組成物の場合の方が、実施
例１〜３の二元組成物の場合または実施例４〜６のクロ
ムを含有する例の場合よりずっと強いことが分かる。さ
らに、上記データから明らかなように、ニオブを含有す
る組成物の特性は熱処理の温度による影響をあまり受け
ない。実施例１８〜２４ さらに、各種濃度のアルミニウムと共にクロムとニオブ
の添加元素を両方ともいろいろな濃度で含有する一連の
合金組成物を溶融物として製造した。そのような組成物
を全部で７種製造した。これらは下記表ＩＶの実施例１
８〜２４を構成する。製造法は前記実施例１〜１７に関
連して上記したのとほとんど同じである。組成、および
凝固した組成物の凝固組織、ならびに強度特性と延性特
性を下記表ＩＶに示す。Further, regarding the sensitivity of the characteristics to the aluminum concentration, the composition containing niobium is more sensitive than the binary composition of Examples 1 to 3 or the example containing chromium of Examples 4 to 6. It turns out that it is much stronger than the case. Moreover, as is apparent from the above data, the properties of the composition containing niobium are not significantly affected by the temperature of the heat treatment. Examples 18-24 In addition, a series of alloy compositions containing various concentrations of both chromium and niobium additive elements with various concentrations of aluminum were prepared as melts. A total of 7 such compositions were prepared. These are Example 1 of Table IV below.
8 to 24. The manufacturing method is almost the same as that described above in connection with Examples 1 to 17. The composition, and the solidification structure of the solidified composition, as well as the strength and ductility properties are shown in Table IV below.
【００３０】[0030]
【表４】 表 ＩＶ 実 熱処理 降伏 破壊 塑 性 施 合 金 組 成 凝固 温度 強さ 強度 伸 び 例 （原子％） 組織 ℃ ksi ksi ％ 18 Ｔｉ‐48Ａｌ-2Ｃｒ-6Ｎｂ 大きい ＨＩＰ ５７ ６９ １．９ 等軸 のまま １２５０ ５２ ６２ １．３ １３００ ５７ ６７ １．１ １３２５ ６３ ７７ １．８ １３５０ ６３ ７６ １．５ 19 Ｔｉ‐44Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 微細な １２００ ８１ ９６ ０．５ 等軸 １２２５ ８５ ８８ ０．３ １２７５ ８２ ８７ ０．３ 20 Ｔｉ‐46Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 等軸 １２２５ ７１ ８０ ０．６ １２５０ ７０ ８０ ０．７ １２７５ ６９ ７９ ０．６ １３００ ７０ ８２ ０．８ 21 Ｔｉ‐47Ａｌ-2Ｃｒ-8Ｎｂ 柱状 １２５０ ５９ ６９ ０．８ １２７５ ５７ ６８ ０．８ １３００ ５８ ７１ １．１ １３２５ ６１ ７５ １．２ １３５０ ６７ ７８ １．１ 22 Ｔｉ‐46Ａｌ-2Ｃｒ-12 Ｎｂ 等軸 １２２５ − ７３ ０．１ １２５０ ７０ ７７ ０．７ １２７５ ６５ ７４ ０．６ １３００ ６４ ７２ ０．６ １３２５ ６４ ７６ ０．７ 23 Ｔｉ‐48Ａｌ-2Ｃｒ‐12Ｎｂ 柱状 ＨＩＰ ６４ ７７ １．２ のまま １２５０ ６０ ７４ １．３ １３００ ７８ ９１ １．２ １３２５ ８５ ９５ １ １３５０ ７４ ８９ １．５ 24 Ｔｉ‐46Ａｌ-2Ｃｒ‐16Ｎｂ 微細な １２２５ − ７０ ０ 等軸 １２５０ − ６７ ０．１ １２７５ − ５９ ０ １３００ − ６０ ０ １３２５ − ５８ ０ すでに示したように、実施例１８〜２４の合金は実施例
１〜１７と同様に鋳造・ＨＩＰ加工によって製造され
る。TABLE 4 TABLE IV actual heat treatment yielding fracture塑of facilities alloy group formed solidification temperature strength strength Elongation Example (atomic%) tissue ℃ ksi ksi% 18 Ti-48Al -2Cr-6Nb large HIP 57 69 1.9 etc. Axis as it is 1250 52 62 1.3 1.3 1300 57 67 67 1.1 1325 63 77 1.8 1.8 1350 63 76 1.5 19 Ti-44Al-2Cr-8Nb Fine 1200 81 96 0.5 Equiax 1225 85 88 0. 3 1275 82 87 0.3 20 Ti-46Al-2Cr-8Nb Equiaxed 1225 71 80 0.6 1250 70 70 80 0.7 1275 69 79 0.6 1300 70 82 0.8 21 Ti-47Al-2Cr-8Nb Columnar 1250 59 69 0.8 1275 57 68 68 0.8 1300 58 71 1.1 1325 61 75 75 1.2 1350 67 78 1.1 1.2 Ti-46 1-2 Cr-12 Nb equiaxed 1225-73 0.1 1250 70 77 77 0.7 1275 65 74 74 0.6 1300 64 72 0.6 1325 64 76 0.7 23 Ti-48Al-2Cr-12Nb columnar HIP 64 77 1.2 as it is 1250 60 74 1.3 1300 78 78 91 1.2 1325 85 95 1 1350 74 89 89 1.5 24 Ti-46Al-2Cr-16Nb Fine 1225-70 0 Equiax 1250-67 0.1 1275 -59 0 1300-60 0 1325-58 0 As already indicated, the alloys of Examples 18-24 are produced by casting and HIP processing as in Examples 1-17.
【００３１】前記の実施例から分かるように、サンプル
４〜６は二元合金にクロムを添加しただけの組成物であ
り、実施例７〜１７は二元合金にニオブを添加しただけ
の組成物に関する。表ＩＶの実施例はクロムとニオブを
両方添加した組成物に関する。しかし、実施例１８〜２
４の組成物は、添加元素の種類が同定されているだけで
なく、クロムとニオブを組み合わせて添加した組成物で
ある。すなわち、クロムは低濃度で、ニオブは高濃度で
ある。表ＩＶに挙げた組成から明らかなように、各実施
例のクロムは２原子％のレベルに保たれているが、ニオ
ブ濃度は６〜１６原子％にわたって変化している。As can be seen from the above examples, Samples 4-6 are compositions in which chromium is added to the binary alloy, and Examples 7-17 are compositions in which niobium is added to the binary alloy. Regarding The examples in Table IV relate to compositions with both chromium and niobium added. However, Examples 18-2
The composition of No. 4 is a composition in which not only the type of the additional element has been identified but also chromium and niobium are added in combination. That is, chromium has a low concentration and niobium has a high concentration. As can be seen from the compositions listed in Table IV, the chromium in each example was maintained at a level of 2 atom%, but the niobium concentration varied from 6 to 16 atom%.
【００３２】ここで、個々の実施例で得られたデータを
考察すると、実施例１８と２３は４８原子％のアルミニ
ウムを含有している。この２つの実施例でニオブが６原
子％から１２原子％に増大すると、組成物の強度は増大
するが、同時にこれらの組成物の延性は低下する。さ
て、実施例２０、２２および２４で得られたデータに関
して見ると、これら３つの実施例は共通して４６原子％
のアルミニウムを含んでいる。これらの実施例で、ニオ
ブ濃度を増大すると強度は多少増大するが、同時に延性
が低下し、この低下はニオブ濃度が１６原子％になると
特に激しくなることが観察される。Considering now the data obtained in the individual examples, Examples 18 and 23 contain 48 atom% aluminum. Increasing niobium from 6 atom% to 12 atom% in these two examples increases the strength of the compositions, but at the same time reduces the ductility of these compositions. Looking now at the data obtained in Examples 20, 22 and 24, these three examples have in common 46 atom%
Contains aluminum. It is observed in these examples that increasing the niobium concentration increases the strength somewhat, but at the same time reduces the ductility, which is especially severe at a niobium concentration of 16 atom%.
【００３３】実施例１９、２０および２１を考え合わせ
て見ると明らかなように、クロムとニオブの濃度は増大
していないがアルミニウム濃度が４４原子％から４７原
子％まで増大している。このようにアルミニウム濃度が
増大すると柱状組織の生成が促進される傾向があり、４
７原子％のアルミニウムレベルの組成物は柱状組織であ
る。As is clear from a consideration of Examples 19, 20 and 21, the concentration of chromium and niobium is not increased, but the concentration of aluminum is increased from 44 atom% to 47 atom%. Such an increase in the aluminum concentration tends to promote the formation of columnar structures, and
A composition with an aluminum level of 7 atomic% has a columnar structure.
【００３４】さらに、実施例１９、２０、２１の組成物
で、アルミニウム濃度が増大すると、強度が低下し、同
時に延性が増大する。次に、実施例２２と２３の結果を
比較して見ると、この場合クロム濃度とニオブの濃度は
一定に保たれているが、アルミニウム濃度が４６原子％
から４８原子％まで増大している。アルミニウム濃度の
増大に関する実施例１９、２０、２１に対して上記した
観察は、実施例２２と２３に対する結果の比較にも当て
はまる。すなわち、アルミニウム濃度が増大すると、柱
状組織が生成し易くなると共に延性が増大する。しか
し、実施例２２と２３で、特に高めの熱処理温度では、
強度は低下することなく、むしろ増大することが観察さ
れる。このことは、アルミニウム４８原子％が最適レベ
ルであるという知見を立証している。Further, in the compositions of Examples 19, 20, and 21, when the aluminum concentration was increased, the strength was lowered and, at the same time, the ductility was increased. Next, comparing the results of Examples 22 and 23, in this case, the chromium concentration and the niobium concentration were kept constant, but the aluminum concentration was 46 atomic%.
To 48 atom%. The observations made above for Examples 19, 20, 21 for increasing aluminum concentration also apply to the comparison of the results for Examples 22 and 23. That is, when the aluminum concentration increases, the columnar structure is likely to be generated and the ductility increases. However, in Examples 22 and 23, especially at higher heat treatment temperatures,
It is observed that the strength does not decrease, but rather increases. This substantiates the finding that 48 atomic% aluminum is at the optimum level.
【００３５】さらに、実施例１８、２１、２３で得られ
た結果の比較から明らかなように、アルミニウム４８原
子％で（実施例２１は４７原子％）最高レベルの延性が
達成される。また、高めのレベルの延性に伴ってかなり
の強度が得られることが明らかである。一般に、望まし
いアルミニウム濃度レベルは４６〜４８原子％であり、
この範囲の上限が最適である。Further, as is clear from the comparison of the results obtained in Examples 18, 21 and 23, the highest level of ductility is achieved with 48 atom% of aluminum (47 atom% in Example 21). It is also clear that considerable strength is obtained with higher levels of ductility. Generally, the desired aluminum concentration level is 46-48 atom%,
The upper limit of this range is optimal.
【００３６】実施例２３が立証しているように、特性は
熱処理によって影響を受け、１３００〜１３５０℃の範
囲の熱処理で強度と延性の両方を改良することができ
る。実施例２と実施例２３で得られた結果から性質を比
較したのが図１である。実施例２４に記載した結果から
明らかなように、１６原子％のニオブでは高過ぎ、した
がって望ましいレベルの性質は約６〜１４原子％の範囲
のニオブ添加で達成される。これらの実施例全部でクロ
ム濃度は低いレベルに保った。これらの実験に基づいて
クロム濃度の値は１〜３原子％と決定された。As demonstrated by Example 23, the properties are affected by heat treatment, and heat treatment in the range of 1300-1350 ° C. can improve both strength and ductility. FIG. 1 is a comparison of properties based on the results obtained in Example 2 and Example 23. As can be seen from the results described in Example 24, 16 atom% niobium is too high, and thus desirable levels of properties are achieved with niobium additions in the range of about 6-14 atom%. Chromium concentrations were kept at low levels in all of these examples. Based on these experiments, the chromium concentration value was determined to be 1 to 3 atomic%.
【図１】本発明の実施により達成される性質の改良を示
すグラフである。1 is a graph showing the improvement in properties achieved by practicing the present invention.
【図２】一群の合金に対してモジュラスと温度の関係を
示すグラフである。FIG. 2 is a graph showing the relationship between modulus and temperature for a group of alloys.
Claims (12)
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ46-48 Ｃｒ1-3 Ｎｂ6-14 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。1. A castable composition comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 1-3 Nb 6-14 and made by casting and HIP processing.
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ48Ｃｒ1-3 Ｎｂ6-14 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。2. A castable composition produced by casting and HIP processing, comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 48 Cr 1-3 Nb 6-14 .
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ46-48 Ｃｒ2 Ｎｂ6-14 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。3. A castable composition comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 2 Nb 6-14 and produced by casting and HIP processing.
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ46-48 Ｃｒ2 Ｎｂ8-12 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。4. A castable composition produced by casting and HIP processing, comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 2 Nb 8-12 .
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ48Ｃｒ1-3 Ｎｂ8-12 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。5. A castable composition produced by casting and HIP processing, comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 48 Cr 1-3 Nb 8-12 .
オブを次の概略組成 Ｔｉ‐Ａｌ48Ｃｒ2 Ｎｂ8-12 で含み、鋳造およびＨＩＰ加工によって製造される鋳造
可能な組成物。6. A castable composition produced by casting and HIP processing, comprising titanium, aluminum, chromium and niobium with the following general composition Ti-Al 48 Cr 2 Nb 8-12 .
の鋳造品である構造要素。7. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 1-3 Nb 6-14 and made by casting and HIP processing.
の鋳造品である構造要素。8. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 48 Cr 1-3 Nb 6-14 and produced by casting and HIP processing.
の鋳造品である構造要素。9. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 2 Nb 6-14 and made by casting and HIP processing.
の鋳造品である構造要素。10. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 46-48 Cr 2 Nb 8-12 and made by casting and HIP processing.
の鋳造品である構造要素。11. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 48 Cr 1-3 Nb 8-12 and made by casting and HIP processing.
の鋳造品である構造要素。12. A structural element which is a cast of a composition having the following general composition Ti-Al 48 Cr 2 Nb 8-12 and made by casting and HIP processing.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/812,393 US5213635A (en) | 1991-12-23 | 1991-12-23 | Gamma titanium aluminide rendered castable by low chromium and high niobium additives |
| US812393 | 2004-03-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255783A true JPH05255783A (en) | 1993-10-05 |
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